KR101867709B1

KR101867709B1 - 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법

Info

Publication number: KR101867709B1
Application number: KR1020160165185A
Authority: KR
Inventors: 김관호; 김한휘; 정회영; 이병갑; 전영수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-06
Filing date: 2016-12-06
Publication date: 2018-06-14
Also published as: EP3553198A1; US20200063228A1; JP2020509158A; CN110036131A; EP3553198A4; JP7018444B2; WO2018106016A1; CN110036131B

Abstract

본 발명의 일 측면은 Cr 및 Cu, Ni 함량의 조합을 적정 수준으로 제어하고, 부식 피트의 최대 깊이를 일정 수준 이하로 하며, Mo를 함유하는 미세 탄화물을 일정 수준 이상으로 함으로써 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재에 관한 것이다.

Description

부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법 {WIRE ROD AND STEEL WIRE FOR SPRING HAVING EXCELLENT CORROSION FATIGUE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차용 현가 스프링, 토션 바, 스태빌라이저 등에 바람직하게 적용될 수 있는 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차 연비 향상을 목적으로 자동차용 소재의 경량화가 크게 요구되고 있고, 특히 현가 스프링의 경우 경량화 요구에 대응하기 위해 담금질 뜨임 후의 강도가 1800 MPa 이상이 되는 고강도 소재를 이용한 스프링 설계가 적용되고 있다.

스프링용 강은 열간압연으로 소정의 선재를 제조한 후, 열간성형 스프링의 경우에는 가열한 다음 성형하고 나서 담금질 뜨임 처리를 실시하고, 냉간성형 스프링의 경우는 인발 가공 후 담금질 뜨임 처리를 실시한 다음 스프링으로 성형한다.

일반적으로 소재의 고강도화가 이루어지면 입계취화 등으로 인한 인성 저하와 함께 균열 감수성도 증가하게 된다. 따라서 고강도는 이루었으나 소재의 내부식성이 뒤떨어지게 되면 자동차 현가 스프링과 같이 외부에 노출되어 있는 부품은 도장이 벗겨진 곳에 부식 피트가 형성되어 이 부식 피트를 기점으로 하는 피로 균열의 전파에 의해 부품이 조기 파손될 우려가 있다.

특히, 최근에는 겨울철 노면의 동결 방지를 위해 제설제 살포가 많아 현가 스프링의 부식환경은 더욱더 가혹화되고 있기 때문에 고강도이면서도 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강에 대한 요구는 날로 강해지고 있다.

현가 스프링의 부식피로는 노면의 자갈이나 다른 이물질에 의해 스프링 표면의 도장이 벗겨지면 이 부분의 소재가 외부로 노출되어 피팅(pitting) 부식반응이 일어나고, 생성된 부식 피트가 점점 성장하면서 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파되다가 어느 순간 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 수소취성으로 스프링이 절손되는 현상이다.

스프링의 부식피로 저항성을 향상시키는 종래기술로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. 특허문헌 1에서는 Ni 함량을 0.55 중량%로 증가시켜 내부식성을 향상시킴으로써 부식피로수명을 증가시키는 효과를 얻었고, 특허문헌 2에서는 Si 함량을 증가시켜 템퍼링(tempering)시 석출하는 탄화물을 미세화함으로써 부식피로강도를 향상시켰다. 또한, 특허문헌 3에서는 강한 수소 trapping site인 Ti 석출물과 약한 수소 trapping site인 (V, Nb, Zr, Hf) 석출물의 적절한 조화로 수소지연파괴 저항성을 향상시킴으로써 스프링 부식피로수명을 향상할 수 있었다.

그러나 Ni은 매우 고가의 원소로서 다량 첨가할 경우 소재 원가 상승이라는 문제를 야기하며, Si은 탈탄을 조장하는 대표적인 원소이기 때문에 첨가량 증가에 상당한 위험성을 야기할 수 있고, Ti, V, Nb 등의 석출물 형성원소들은 소재 응고시 액상으로부터 조대한 탄질화물을 정출시켜 오히려 부식피로수명을 저하시킬 수 있는 위험이 있다.

한편, 스프링의 고강도화를 위한 종래기술로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법이 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화하는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입 경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소인 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링 열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나 이러한 기술은 원가비용이 상승하는 문제가 있다.

또한, 합금성분의 변화 없이 기존의 성분계에서 열처리 조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉, 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링 온도가 낮아지면 소재의 단면감소율이 낮아지므로 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기 파단 등의 문제점이 발생한다.

따라서 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본 공개특허공보 2008-190042호 일본 공개특허공보 2011-074431호 일본 공개특허공보 2005-023404호

본 발명의 일 측면은 Cr 및 Cu, Ni 함량의 조합을 적정 수준으로 제어하고, 부식 피트의 최대 깊이를 일정 수준 이하로 하며, Mo를 함유하는 미세 탄화물을 일정 수준 이상으로 함으로써 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법을 제공하기 위함이다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,

미세조직은 50면적% 이하의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어지고,

Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재에 관한 것이다.

본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;

상기 가열된 빌렛을 800~1000℃로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및

상기 선재를 권취한 후, 600~700℃의 온도범위에서의 유지시간이 31초 이상이 되도록 냉각하는 단계;를 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법에 관한 것이다.

관계식 1: -0.14 ≤ 0.70[Cr] - 0.76[Cu] - 0.24[Ni] ≤ 0.47

(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 상기 선재를 이용하여 제조된 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.

본 발명에 의하면, 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 실시예들의 부식 피트 최대깊이에 따른 상대적 부식피로수명을 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예들의 Mo계 탄화물 개수에 따른 상대적 부식피로수명을 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 발명자들은 상술한 종래기술들의 문제점을 해결하기 위하여 스프링용 강의 내부식성에 미치는 다양한 영향 인자들을 검토함과 동시에, 스프링의 부식피로는 스프링 표면의 도장이 벗겨지면서 부식 피트가 발생하고 이 부식 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파하다가 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 스프링이 절손되는 현상이라는 점에 착안하여 다음과 같은 지견을 얻을 수 있었다.

첫째, 합금원소 중 Cr은 일반적으로 내식성 향상 원소로서 알려져 있지만 염수분무 시험결과 Cr 함량이 증가함에 따라 오히려 내부식 피로특성이 저하한다는 것을 알았다. 또한 Cu와 Ni은 부식반응시 소재 표면에 형성되는 부식 녹을 비정질화하여 부식 속도를 늦추는 효과가 있었다. 따라서 스프링용 강의 내부식 피로특성을 향상시키기 위해서는 Cr 및 Cu, Ni 함량의 조합을 적정 수준으로 맞추는 것이 대단히 중요하다.

둘째, 부식반응시 소재 표면에 생성된 부식 피트(pit)의 최대깊이가 클수록 스프링용 강의 내부식 피로특성이 저하한다는 것을 알았다. 특히나 부식 피트는 그 형상이 폭이 좁고 깊이가 깊을수록 내부식 피로특성을 크게 저하시킨다. 따라서 스프링용 강의 내부식 피로특성을 향상시키기 위해서는 부식 피트의 최대깊이를 일정 수준 이하로 제어해야 할 필요가 있다.

셋째, 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되는 것을 막기 위해서는 미세 탄화물로 수소를 트랩(trap)할 필요가 있고, 이 때 활용될 수 있는 미세 탄화물은 세멘타이트가 아닌 V, Ti, Nb, Mo 등의 합금원소를 주성분으로 하는 탄화물이다. 특히 Mo계 탄화물은 700 ℃ 이하의 온도에서 나노 크기로 매우 미세하게 석출하여 수소 트랩 효과가 상당히 크고, Mo 외에 V, Ti, Nb 등을 주성분으로 하는 탄화물들도 Mo를 함유할 경우 수소 트랩 효과가 뛰어나다.

이상의 지견으로부터 Cr 및 Cu, Ni 함량의 조합을 적정 수준으로 제어하고, 부식 피트의 최대깊이를 일정 수준 이하로 하며, Mo를 함유하는 미세 탄화물을 일정 수준 이상으로 함으로써 고강도이면서도 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 미세조직은 미세조직은 50면적% 이하의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어지고, Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함한다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다. 또한, 본 발명의 합금조성은 하기 설명할 선재의 제조방법, 강선 및 강선의 제조방법에도 동일하게 적용된다.

C: 0.40~0.70%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.40% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.70% 초과인 경우에는 담금질 뜨임 열처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어질 뿐만 아니라 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 0.70%로 하는 것이 바람직하다.

Si : 1.30~2.30%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다.

Si 함량이 1.30% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 불충분하기 때문에 Si의 하한은 1.30%인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 하한은 1.45%이다. 반면에 Si 함량이 2.30% 초과인 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장한다.

Mn : 0.20~0.80%

Mn은 강재 내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다.

Mn 함량이 0.20% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 0.80% 초과인 경우에는 소입성이 과도하게 증가하여 열간압연 후 냉각시 마르텐사이트 경조직이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 MnS 개재물의 생성이 증가하여 오히려 내부식 피로특성이 저하할 우려가 있다. 따라서 Mn 함량은 0.20~0.80%인 것이 바람직하다.

Cr : 0.20~0.80%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다.

Cr 함량이 0.20% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면에 Cr 함량이 0.80% 초과인 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도 저하로 이어질 수 있다. 따라서 Cr 함량은 0.20~0.80%인 것이 바람직하다.

Cu: 0.01~0.40%

구리(Cu)는 내식성을 향상시키고자 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만인 경우에는 내식성 향상 효과가 불충분하고, 반면 0.40% 초과인 경우에는 열간압연 중 취성 저하를 유발하여 균열 발생 등의 문제를 일으킬 수 있다. 따라서 Cu 함량은 0.01~0.40%인 것이 바람직하다.

Ni : 0.10~0.60%

니켈(Ni)은 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.10% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 반면 0.60% 초과인 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인해 급격한 제조 단가의 상승을 유발한다. 따라서 Ni 함량은 0.10~0.60%인 것이 바람직하다.

Mo : 0.01~0.40%

Mo은 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소로서, 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 그 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 그러나 Mo 함량이 과도하면 열간압연 후 냉각시 마르텐사이트 경조직이 발생할 가능성이 클 뿐만 아니라 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 Mo 함량의 상한은 0.40%인 것이 바람직하다.

P: 0.02% 이하

P는 불순물로서, 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키는 문제가 있으므로 그 상한을 0.02%로 제한함이 바람직하다.

S: 0.015% 이하

S는 불순물로서, 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시킬 뿐만 아니라 MnS를 다량 형성시켜 스프링의 내부식 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에 그 상한을 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하

질소(N)는 보론(B)와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬우며, 소입 효과를 감소시키는 원소이므로 가급적이면 낮게 제어하여야 하나, 공정부하를 고려할 경우 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

관계식 1: -0.14 ≤ 0.70[ Cr ] - 0.76[Cu] - 0.24[ Ni ] ≤ 0.47

Cr, Cu 및 Ni는 상술한 각 원소함량을 만족할 뿐만 아니라, 상기 관계식 1을 만족하여야 한다.

Cr은 일반적으로 내식성 향상 원소로서 알려져 있지만 스프링용 강에서는 Cr 함량이 증가함에 따라 오히려 내부식 피로특성이 저하한다. 그 이유는 Cr이 부식반응시 피트 기저(바닥부)의 pH를 낮춰 피트 내부를 강산성 분위기로 만들어 피트의 최대 깊이를 크게 하는 역할을 하기 때문이다. 즉, Cr은 함량이 증가함에 따라 내부식 피로특성을 저하시키는 역할을 한다.

반면에 Cu와 Ni은 부식반응시 소재 표면에 형성되는 부식 녹을 비정질화하여 부식 속도를 늦추는 효과가 있다. 이에 본 발명자들은 Cr, Cu, Ni 함량이 스프링용 강의 내부식 피로특성의 저하에 미치는 상관관계를 연구한 결과, 그 영향도가 각각 Cr의 경우 0.70, Cu는 -0.76, Ni은 -0.24임을 알아내었으며, 이들의 상관관계를 상기 관계식 1을 만족하도록 제어함으로써 부식피로 저항성을 향상시킬 수 있다.

이때, 상술한 합금조성 외에 중량%로, V: 0.01~0.20%, Ti: 0.01~0.15% 및 Nb: 0.01~0.10% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

V: 0.01~0.20%

V는 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 탄소(C)나 질소(N)와 탄질화물을 형성하여 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할을 하는 원소이다.

V 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 V 함량이 과도한 경우에는 제조원가가 상승하므로 V 함량의 상한은 0.20%인 것이 바람직하다.

Ti : 0.01~0.15%

Ti는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며, 입자 미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. 또한, Ti는 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 한다.

Ti 함량이 0.01 % 미만인 경우에는 석출강화 및 수소트랩사이트로 작용한 석출물의 빈도수가 작아서 효과적이지 못하며, 0.15% 초과인 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

Nb : 0.01~0.10%

Nb는 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 주로 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 첨가량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Nb 함량이 과다하면 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 첨가량의 상한은 0.10%인 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 선재의 미세조직은 50면적% 이하의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어진다. 다만 여기서 면적분율은 석출물을 제외하고 측정한 것을 의미한다.

페라이트가 50면적% 초과인 경우에는 소재의 강도가 너무 낮아져, 최종 열처리 후 원하는 수준의 강도를 구현할 수 없게 된다.

또한, 페라이트를 제외한 나머지는 펄라이트이다. 페라이트와 펄라이트 외에 마르텐사이트 같은 경조직이 존재하는 경우에는 선재를 신선하는 단계에서 단선될 가능성이 커질 우려가 있다.

또한, 본 발명에 따른 선재는 Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함한다.

외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되는 것을 막기 위해서는 미세 탄화물로 수소를 트랩(trap)할 필요가 있고, 이 때 활용될 수 있는 미세 탄화물은 세멘타이트가 아닌 V, Ti, Nb, Mo 등의 합금원소를 주성분으로 하는 탄화물이다. 특히, Mo를 주성분으로 하는 탄화물은 600~700℃의 온도범위에서 나노 크기로 매우 미세하게 석출하여 수소 트랩 효과가 상당히 크고, V, Ti, Nb 등을 주성분으로 하는 탄화물들도 Mo를 함유할 경우 수소 트랩 효과가 뛰어나다. 따라서 Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 강선 제조시 Mo계 탄화물의 개수가 크게 변동되지는 않으나, 약간 줄어들 수 있으므로 선재 상태에서 Mo계 탄화물을 9.0×10⁴ 개/㎟ 이상 확보해 두는 것이 보다 바람직하다.

이때, 상기 Mo계 탄화물은 탄화물을 기준으로 Mo가 5중량% 이상 포함된 탄화물일 수 있다. 상술한 바와 같이 V, Ti, Nb 등을 주성분으로 하는 탄화물들도 Mo를 함유할 경우 수소 트랩 효과가 뛰어나기 때문이다.

부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 권취한 후, 600~700℃의 온도범위에서의 유지시간이 31초 이상이 되도록 냉각하는 단계;를 포함한다.

빌렛 가열 단계

상술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 900~1100℃로 가열한다.

빌렛의 가열온도를 900℃ 이상으로 하는 것은 주조시 생성될 수 있는 조대 탄화물들을 전부 녹여 합금원소가 오스테나이트 내에 균일하게 분포되도록 하기 위함이다. 반면에 빌렛의 가열온도가 1100℃ 초과인 경우에는 필요 이상으로 가열되어 열 소모량이 많고 시간도 길어져 탈탄이 심해질 우려가 있다.

열간압연 단계

상기 가열된 빌렛을 800~1000℃로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는다.

마무리 압연온도를 800℃ 이상으로 하는 것은 미세 탄화물의 석출을 촉진시키기 위함이다. 마무리 압연온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연롤의 부하가 커지며, 1000℃ 초과인 경우에는 결정립 크기가 커져 인성이 저하되고 냉각시 변태가 지연되어 마르텐사이트 경조직이 발생할 우려가 있다.

권취 및 냉각 단계

상기 선재를 권취한 후, 600~700℃의 온도범위에서의 유지시간이 31초 이상이 되도록 냉각한다.

600~700℃의 온도범위에서의 유지시간이 31초 이상이 되도록 제어하는 것은 냉각시 마르텐사이트 경조직이 생성되지 않고 펄라이트 변태가 완료될 수 있는 충분한 시간을 확보하기 위함이며, Mo를 주성분으로 하는 미세 탄화물이 충분히 석출되도록 하기 위함이다.

부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선

본 발명의 또 다른 일 측면인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선은 상술한 합금조성을 만족하며, 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상이고, Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함한다. 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트 단상으로 하고, Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함함으로써 부식피로 저항성을 향상시킬 수 있다. 템퍼드 마르텐사이트 단상이란 일부 불가피한 불순 조직을 제외하고는 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 것을 의미한다.

외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되는 것을 막기 위해서는 미세 탄화물로 수소를 트랩(trap)할 필요가 있고, 이 때 활용될 수 있는 미세 탄화물은 세멘타이트가 아닌 V, Ti, Nb, Mo 등의 합금원소를 주성분으로 하는 탄화물이다. 특히, Mo를 주성분으로 하는 탄화물은 600~700℃의 온도범위에서 나노 크기로 매우 미세하게 석출하여 수소 트랩 효과가 상당히 크고, V, Ti, Nb 등을 주성분으로 하는 탄화물들도 Mo를 함유할 경우 수소 트랩 효과가 뛰어나다. 따라서 Mo계 탄화물을 8.0×10⁴ 개/㎟ 이상 포함하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 8.5×10⁴ 개/㎟ 이상일 수 있다. 한편, Mo계 탄화물은 선재 제조시 생성되고 이후 강선 제조에 따른 가열 및 냉각에서도 크게 변동되지는 않으나, 약간 줄어들 수 있다.

이때, 본 발명의 강선은 부식 피트의 최대 깊이가 120㎛ 이하일 수 있다.

부식반응시 소재 표면에 생성된 부식 피트(pit)의 최대 깊이가 클수록 스프링용 강의 내부식 피로특성이 저하하기 때문이다. 특히 부식 피트는 그 형상이 폭이 좁고 깊이가 깊을수록 피트에 가해지는 응력이 심화돼 내부식 피로특성을 크게 저하시킨다.

이때, 상기 부식 피트의 최대 깊이 측정은 강선의 시험편을 염수분무시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고, 온도 25℃, 습도 50% 분위기에서 4 시간 건조한 후, 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클(cycle)을 14 사이클 반복한 다음 측정한 것이다. 이는 스프링용 강의 사용환경을 고려하여 가장 가혹한 조건을 설정한 것으로 이러한 조건에서 부식 피트의 최대 깊이가 120㎛ 이하인 경우 우수한 부식피로 저항성을 보증할 수 있다.

또한, 본 발명의 강선은 인장강도가 1800MPa 이상일 수 있다.

부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법

본 발명의 또 다른 일 측면인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법은 상술한 본 발명에 따른 선재의 제조방법에 의해 제조된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계; 상기 강선을 850~1000℃로 가열한 후 1분 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및 상기 오스테나이트화된 선재를 25~80℃로 유냉한 후, 350~500℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.

가열 후 유지시간이 1 분 미만인 경우에는 페라이트와 펄라이트 조직이 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있으므로 가열시간을 1분 이상인 것이 바람직하다. 또한, 유냉 온도는 통상의 조건이므로 특별히 한정하지 않는다.

템퍼링 온도가 350℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품상태에서 파손될 위험이 있으며, 반면 500℃를 초과하게 되면 강도가 저하될 위험이 있으므로 템퍼링온도는 350~500℃인 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 조성을 갖는 빌렛을 1000 ℃로 가열한 후 900℃에서 마무리압연한 후 권취하였고, 권취 후 냉각시에 600 ~ 700 ℃ 온도구간을 하기 표 2에 기재된 유지시간 동안 유지하여 선재를 제조하였다. 상기 선재의 미세조직을 관찰하여 하기 표 2에 기재하였다.

상기 선재를 신선한 후, 975 ℃에서 15 분 가열한 다음 70 ℃ 기름에 담궈 급냉시키고 이후 390 ℃에서 30 분동안 유지하여 강선을 제조하였다.

상기 강선의 인장강도, 부식 pit 최대깊이, Mo계 탄화물, 상대적 부식피로수명을 측정하여 하기 표 2에 기재하였다. 미세조직은 모두 마르텐사이트 단상이었다.

인장강도는 상기 강선을 ASTM E 8 규격에 맞게 인장시편을 채취한 후 인장시험을 실시하여 측정하였다.

Mo계 탄화물은 시편을 횡단면 절단한 다음 레플리카법으로 미세 탄화물을 추출하여 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope)과 에너지분산형 분광분석법(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)을 사용하여 분석하였고, 그 결과 중 Mo를 5% 이상 함유하는 탄화물의 개수를 하기 표 2에 기재하였다.

또한, 시편을 염수분무시험기에 넣어 35 ℃ 분위기에서 5 % 염수를 4 시간 분무하고 온도 25 ℃, 습도 50 % 분위기에서 4 시간 건조하며 40 ℃ 분위기에서 습도 100 %가 되도록 16 시간동안 습윤하는 사이클(cycle)을 14 사이클 반복한 후. 부식 피트 최대 깊이 및 상대적 부식피로수명을 측정하였다.

부식 피트 최대 깊이는 공초점레이져현미경(Confocal Laser Microscope)으로 측정하였다.

상대적 부식피로수명은 회전굽힘피로시험을 실시하였으며, 피로시험 속도는 3,000rpm이었고 시편에 가해진 하중은 인장강도의 40%이었으며, 각각 10 개씩 시험하여 피로수명이 가장 큰 것과 가장 작은 것을 뺀 나머지 8 개의 피로수명을 평균하여 그 시편의 부식피로수명으로 하였다. 표 2에 비교예 1의 부식피로수명을 1로 하였을 때 나머지 시편의 상대적 부식피로수명을 나타내었다.

강종	합금조성 (중량%)													관계식1
강종	C	Si	Mn	Cr	Cu	Ni	Mo	P	S	N	V	Ti	Nb	관계식1
비교강1	0.53	1.53	0.68	0.73	-	-	-	0.016	0.008	0.0049				0.51
비교강2	0.50	1.49	0.51	0.11	0.22	0.25	-	0.009	0.005	0.0052	0.11			-0.15
비교강3	0.63	1.62	0.40	0.26	0.28	0.62	0.16	0.010	0.010	0.0042		0.02		-0.18
비교강4	0.55	1.85	0.61	0.86	0.10	0.19	0.14	0.011	0.007	0.0051	0.10		0.03	0.48
비교강5	0.48	2.26	0.59	0.28	0.34	0.58	0.22	0.008	0.007	0.0046	0.08	0.03		-0.20
발명강1	0.52	1.51	0.68	0.72	0.14	0.21	0.03	0.012	0.008	0.0045				0.35
발명강2	0.49	1.45	0.48	0.23	0.22	0.52	0.13	0.008	0.006	0.0057				-0.13
발명강3	0.60	1.52	0.43	0.28	0.15	0.56	0.16	0.010	0.004	0.0044	0.18		0.02	-0.05
발명강4	0.53	1.68	0.41	0.33	0.21	0.25	0.36	0.013	0.006	0.0054		0.14		0.01
발명강5	0.49	2.17	0.64	0.71	0.06	0.10	0.25	0.009	0.007	0.0047	0.12		0.05	0.43

상기 표 1에서 관계식1은 0.70[Cr] - 0.76[Cu] - 0.24[Ni]의 값을 의미한다.

구분	강종	선재 미세조직 (면적%)	600~700℃ 유지시간 (sec)	강선 인장강도 (MPa)	부식피트 최대깊이 (㎛)	Mo계 탄화물(×10⁴ 개/㎟)	상대적 부식피로 수명
비교예1	비교강1	F: 24, P: 76	18	1,852	241	0	1.00
비교예2	비교강2	F: 36, P: 64	23	1,914	187	0	1.07
비교예3	비교강3	F: 19, P: 49, M: 10	27	2,075	145	2.18	1.16
비교예4	비교강4	F: 17, P: 54, M: 12	29	2,038	238	5.45	1.04
비교예5	비교강5	F: 2, P: 53, M: 19	30	1,986	132	7.96	1.28
발명예1	발명강1	F: 14, P: 86	32	1,872	117	8.55	3.23
발명예2	발명강2	F: 34, P: 66	46	1,883	63	12.37	5.74
발명예3	발명강3	F: 4, P: 96	92	2,051	78	74.36	6.37
발명예4	발명강4	F: 25, P: 75	68	2,064	103	30.54	5.86
발명예5	발명강5	F: 37, P: 63	115	2,008	112	132.05	8.21
비교예6	비교강1	F: 32, P: 68	76	1,866	128	0	0.97
비교예7	비교강2	F: 31, P: 69	51	1,920	141	0	1.02
비교예8	발명강1	F: 6, P: 85, M: 9	30	1,904	176	2.04	1.01
비교예9	발명강2	F: 8, P: 76, M: 16	28	1,923	214	4.75	1.16

상기 표 2에서 F는 페라이트, P는 펄라이트, M은 마르텐사이트를 의미한다.

본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 경우인 발명예 1 내지 5는 인장강도 및 상대적 부식피로수명이 우수한 것을 확인할 수 있다. 비교예들의 경우 상대적 부식피로수명이 0.97~1.28 수준이었으나, 발명예들의 경우 상대적 부식피로수명이 3.23~8.21로 크게 증가한 것을 확인할 수 있다.

비교예들의 경우에도 1800MPa 이상의 인장강도는 확보 가능하였으나, 본 발명에서 제시한 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 못하여 상대적 부식피로수명이 열위한 것을 알 수 있다.

비교예들의 경우 부식 피트의 최대깊이가 모두 128 ㎛ 이상이었으며, Mo계 탄화물의 개수가 모두 8 x 10⁴ 개/㎟ 미만으로 관찰되었다.

비교예 6 및 7과 같이, 본 발명 합금조성을 만족하지 않는 경우에는 본 발명에서 제시한 제조조건을 만족하여도 상대적 부식피로수명이 낮은 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 8 및 9와 같이 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하더라도 600~700℃ 유지시간을 만족하지 않는 경우에는 상대적 부식피로수명이 낮은 것을 확인할 수 있다.

또한, 비교예 3~5, 8 및 9와 같이 선재 상태에서 마르텐사이트 경조직이 형성되어 있는 경우에는, 신선시 파단이 자주 발생하여 강선으로 제조하기 어려웠다.

도 1은 본 발명의 실시예들의 부식 피트 최대깊이에 따른 상대적 부식피로수명을 나타낸 그래프이다. 부식 피트의 최대깊이가 작을수록 상대적 부식피로수명이 큼을 알 수 있고, 120 ㎛를 기준으로 부식 피트의 최대깊이가 이보다 큰 경우에는 상대적 부식피로수명이 크게 저하되었다.

도 2는 본 발명의 실시예들의 Mo계 탄화물 개수에 따른 상대적 부식피로수명을 나타낸 그래프이다. Mo계 탄화물의 개수가 많을수록 상대적 부식피로수명은 크게 증가하였고, 8.0×10⁴ 개/㎟를 기준으로 Mo계 탄화물이 이보다 작은 경우에는 상대적 부식피로수명이 크게 저하되었다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30 ~ 2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 50면적% 이하의 페라이트와 나머지 펄라이트로 이루어지고,
Mo계 탄화물을 8.55×10⁴ 개/㎟ 이상 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재.
관계식 1: -0.14 ≤ 0.70[Cr] - 0.76[Cu] - 0.24[Ni] ≤ 0.47
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
제1항에 있어서,
상기 선재는 중량%로, V: 0.01~0.20%, Ti: 0.01~0.15% 및 Nb: 0.01~0.10% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재.
제1항에 있어서,
상기 Mo계 탄화물은 탄화물을 기준으로 Mo가 5중량% 이상 포함된 탄화물인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재.
중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30 ~ 2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1100℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 800~1000℃로 마무리 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및
상기 선재를 권취한 후, 600~700℃의 온도범위에서의 유지시간이 31초 이상이 되도록 냉각하는 단계;를 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
관계식 1: -0.14 ≤ 0.70[Cr] - 0.76[Cu] - 0.24[Ni] ≤ 0.47
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
제4항에 있어서,
상기 빌렛은 중량%로, V: 0.01~0.20%, Ti: 0.01~0.15% 및 Nb: 0.01~0.10% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.30 ~ 2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, Cu: 0.01~0.40%, Ni: 0.10~0.60%, Mo: 0.01~0.40%, P: 0.02% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고,
미세조직은 템퍼드 마르텐사이트이고,
Mo계 탄화물을 8.55×10⁴ 개/㎟ 이상 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선.
관계식 1: -0.14 ≤ 0.70[Cr] - 0.76[Cu] - 0.24[Ni] ≤ 0.47
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
제6항에 있어서,
상기 강선은 중량%로, V: 0.01~0.20%, Ti: 0.01~0.15% 및 Nb: 0.01~0.10% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선.
제6항에 있어서,
상기 Mo계 탄화물은 탄화물을 기준으로 Mo가 5중량% 이상 포함된 탄화물인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선.
제6항에 있어서,
상기 강선은 부식 피트의 최대 깊이가 120㎛ 이하인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선.
제6항에 있어서,
상기 강선은 인장강도가 1800MPa 이상인 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선.
제4항 또는 제5항에 의해 제조된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계;
상기 강선을 850~1000℃로 가열한 후 1분 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및
상기 오스테나이트화된 선재를 25~80℃로 유냉한 후, 350~500℃에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.